Le GaAs est un semi-conducteur III-V complexe composé de l'élément le gallium (Ga) de la colonne III et l'élément de l'arsenic (As) de la colonne V du tableau périodique des éléments. Le GaAs a d'abord été créé par la société Goldschmidt en 1929, mais les premières propriétés électroniques de ce semi-conducteur ne furent démontrées qu'en 1952 [6].
Le cristal GaAs est composé de deux sous-réseaux, chacun cubique à faces centrées (FCC) et décalé par rapport à l'autre par la moitié de la diagonale du cube. Cette configuration cristalline est connue sous le nom blende de zinc et est représentée sur la figure 2-3.
Figure 2-3 : Réseau cristallin du GaAs (zinc de blende).
Chapitre 2 : Propriétés du GaAs et du GaN et modélisation des signaux XPS
50 Le tableau 2-3 dresse une liste de certaines propriétés structurales et électriques du GaAs.
Propriété Valeur
Structure cristalline Zinc blende
Paramètre de maille 5.65 Å
Densité 5.32 g/cm3
Densité atomique 4.5 × 1022 atomes/cm3
Masse molaire 144.64 g
Coefficient d’expansion thermique 5.8 × 10-6 K-1
Chaleur spécifique 0.327 J/g.K
Constante diélectrique 12.85
Mobilité des électrons (non dopé) 8500 cm2/V.s Mobilité des trous (non dopé) 400 cm2/V.s
Point de fusion 1238 °C
Tableau 2-3 : Propriétés du GaAs à température ambiante (300 K) [1].
Pour du GaAs non dopé, l’énergie de gap à température ambiante est de 1,42 eV. L'affinité électronique du GaAs, q (énergie nécessaire pour arracher un électron du bas de la bande de conduction jusqu’au niveau du vide) est d’environ 4.07 eV *7,8+.
Le GaAs est un semi-conducteur à gap direct, ce qui signifie que le minimum de la bande de conduction est directement au-dessus du maximum de la bande de valence (figure 2-4). Les transitions entre la bande de valence et la bande de conduction nécessitent seulement un changement d'énergie, et non un changement de moment, contrairement aux semi-conducteurs à gap indirects tels que le silicium (Si). Comme nous l’avons vu, cette propriété en fait un matériau très utile pour la fabrication de diodes électroluminescentes et de lasers à semi-conducteurs, car un photon est émis quand un électron change de niveau d'énergie en passant de la bande de conduction à la bande valence. A l’inverse, un photon incident peut exciter un électron de la bande de valence à la bande de conduction, ce qui permet d’utiliser le GaAs dans les détecteurs de photovoltaïque.
Figure 2-4 : Comparaison de la structure de bande du Si et du
Chapitre 2 : Propriétés du GaAs et du GaN et modélisation des signaux XPS
51
2-4.
Propriétés générales du GaN
Jusqu'en 1993, les seules diodes électroluminescentes émettant dans le bleu étaient à base decarbure de silicium, un matériau nécessitant d'être dopé pour avoir de bonnes propriétés semi- conductrices. Mais ce dopage affaiblit le pouvoir d'émission et rend ces dispositifs commercialement inexploitables. Avec le développement du nitrure de gallium, Nakamura [10] (Nichia company) a complété la palette de couleurs pour la production de lumière permettant de couvrir tout le spectre visible en jouant sur différents alliages à base de GaN. Cette technologie a rendu possible des applications comme les écrans à LED, les diodes blanches, ou encore les lasers bleus utilisées dans la technologie des disques Blue-ray remplaçants les DVD. De plus, de part son grand gap direct (tableau 2-4), le nitrure de gallium GaN est employé dans de nombreux domaines comme la réalisation de transistors hyper fréquence et la fabrication de composants stables à hautes températures et à hautes fréquences.
Le nitrure de gallium cristallise sous deux phases. La structure wurtzite (W) qui appartient au système cristallographique hexagonal et la structure de zinc blende (BZ) qui appartient au système cristallographique cubique. Dans les conditions ambiantes, les structures thermodynamiquement stables des couches massives de GaN sont de type wurtzite. Toutefois, des couches fines de GaN de structure blende de zinc ont été stabilisées par croissance sur des substrats cubiques tels que le GaAs ou le SiC. Dans ces conditions, la tendance naturelle du GaN à cristalliser dans la structure wurtzite est dominée par la compatibilité topologique entre le substrat et la couche.
GaN structure Wurtzite GaN structure cubique GaAs structure cubique Gap à 300 K (eV) 3.39 3.23 1.42 Paramètre de réseau (a ; c) (Å) (3.19 ; 5.19) 4.52 5.65 Coef. d’expansion thermique (K-1) (5.6 ; 3.2) × 10-6 3.17 × 10-6 5.8 × 10-6
Tableau 2-4 : Comparaison de propriétés des semi-conducteurs GaN et GaAs [11-12]
Les premiers films de GaN ont été obtenus par épitaxie en phase vapeur aux hydrures (HVPE) sur substrat saphir. Cette technique de dépôt, où le gallium est entrainé par HCl gazeux pour se combiner à l’azote de l’ammoniac, présente l’avantage de donner des vitesses de croissance très grandes (de l’ordre du m/min). Cependant, d’autres techniques comme l’épitaxie en phase vapeur aux organo-métalliques (MOVPE) et l’épitaxie par jets moléculaires (MBE) sont aujourd’hui plus utilisées car elles permettent d’obtenir des couches de GaN de meilleure qualité structurale. En particulier, la MBE présente l’avantage de pouvoir contrôler la croissance in-situ par diffraction RHEED. Elle facilite également le dopage des couches de type p qui est relativement compliqué à obtenir dans le cas du GaN [13]. L’inconvénient majeur de cette technique réside dans les vitesses de croissance qui sont beaucoup plus lentes.
Chapitre 2 : Propriétés du GaAs et du GaN et modélisation des signaux XPS
52 Le principal problème rencontré pour l’épitaxie du GaN est qu’il n’existe pas de substrat en accord de maille et le polytype du GaN obtenu est dépendant du substrat de départ. Le tableau 2-5 répertorie les substrats les plus utilisés pour la croissance du GaN en phase hexagonale et cubique. Nous pouvons remarquer que chacun des deux polytypes peut être déposé sur certains substrats comme Si ou GaAs, et qu’alors les conditions de croissance deviennent essentielles pour favoriser la formation des phases cubique ou hexagonale.
Matériau Structure cristalline Paramètres de maille à 300 K (a , c) en Å Désaccord de maille (%) Coef. de dilatation thermique (×10-6 K-1)
Substrats pour GaN hexagonal
Saphir (Al2O3) hexagonale (4.76 , 12.99) 15 a : 7.5 ; c : 8.5
6H SiC wurtzite (3.08 , 15.12) 3.4 a : 4.2 ; c : 4.68
Si (111) (100) cubique 5.43 -17.1 a : 3.59
GaAs (111) (100) cubique 5.65 -20.4 a : 6
ZnO wurtzite (3.25 , 5.21)
Substrats pour GaN cubique
3C SiC cubique 4.36 3.3 a : 5
Si (100) cubique 5.43 -17.1 a : 3.59
GaAs (100) cubique 5.65 -20.4 a : 6
Tableau 2-5 : Propriétés structurales des substrats les plus utilisés pour la croissance du GaN [1].
Nous pouvons également noter que les méthodes d’élaboration du GaN conduisent souvent à des films non intentionnellement dopés n, de l’ordre de 4 × 1016 atomes/cm3 et ceci dans les échantillons de bonne qualité [14]. Ce « dopage » est attribué par certains groupes à la présence de lacunes d’azote qui introduirait des niveaux donneurs peu profonds *15-16+. D’autres études montrent qu’un dopage de type n peut être du à la présence d’impuretés incorporées involontairement au cours de la croissance et particulièrement l’oxygène *17-18]. Parallèlement, il semble que le dopage résiduel est plus faible dans le cas des films de GaN cubiques épitaxiés sur GaAs (100) [19]. Ce dopage entraine des difficultés dans le contrôle des propriétés électriques des films de GaN qui reste encore un challenge pour le développement de dispositifs à haut rendement.
Nous allons nous intéresser plus particulièrement dans la suite à la nitruration des substrats de GaAs qui présentent certains atouts, notamment son pouvoir de passivation des surfaces.